(1-x)K0.48Na0.52NbO3-xBi0.46Nd0.04(Na0.82K0.18)0.5ZrO3無(wú)鉛壓電陶瓷相結(jié)構(gòu)及電學(xué)性能的研究

陳　波，馬　健，張　俊，吳　波，肖定全

(1. 西南民族大學(xué) 電氣信息工程學(xué)院， 成都 610041; 2. 四川大學(xué) 材料科學(xué)與工程學(xué)院，成都 610064)

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(1-x)K0.48Na0.52NbO3-xBi0.46Nd0.04(Na0.82K0.18)0.5ZrO3無(wú)鉛壓電陶瓷相結(jié)構(gòu)及電學(xué)性能的研究

陳波1，馬健1，張俊1，吳波2，肖定全2

(1. 西南民族大學(xué) 電氣信息工程學(xué)院， 成都 610041; 2. 四川大學(xué) 材料科學(xué)與工程學(xué)院，成都 610064)

采用傳統(tǒng)固相法制備了(1-x)K0.48Na0.52NbO3-xBi0.46Nd0.04(Na0.82K0.18)0.5ZrO3(KNN-xBNNKZ, x=0～0.07)系無(wú)鉛壓電陶瓷，研究了Bi0.46Nd0.04(Na0.82K0.18)0.5ZrO3的引入對(duì)KNN基無(wú)鉛壓電陶瓷相結(jié)構(gòu)和電學(xué)性能的影響。研究結(jié)果表明，BNNKZ的引入能夠讓KNN陶瓷的正交-四方相變溫度(TO-T)向低溫方向移動(dòng)，同時(shí)三方-正交相變溫度(TR-O)向高溫方向移動(dòng)。當(dāng)0.04

無(wú)鉛壓電陶瓷；KNN; 新型相界構(gòu)建；電學(xué)性能

0　引　言

作為一類重要的功能陶瓷，壓電陶瓷被廣泛應(yīng)用于國(guó)民經(jīng)濟(jì)(如電子、機(jī)械)和國(guó)防軍事等各個(gè)領(lǐng)域。以鋯鈦酸鉛(PZT)為主的鉛基壓電陶瓷因其優(yōu)異的性能，在壓電陶瓷的應(yīng)用領(lǐng)域中長(zhǎng)期占據(jù)著主導(dǎo)地位[1-2]。鉛有劇毒，鉛基壓電陶瓷的原料中氧化鉛含量高達(dá)60%以上，在其制備、使用和廢棄過(guò)程中均會(huì)對(duì)人體及環(huán)境帶來(lái)嚴(yán)重?fù)p害。近年來(lái)，隨著社會(huì)可持續(xù)發(fā)展觀念的深入以及人們環(huán)保意識(shí)的增強(qiáng)，人們急切期望能以無(wú)鉛壓電陶瓷替代廣泛使用的鉛基壓電陶瓷。

在各類無(wú)鉛壓電陶瓷體系中，KNN基無(wú)鉛壓電陶瓷由于其相對(duì)優(yōu)異的壓電性能以及較高的居里溫度被認(rèn)為是一種極具應(yīng)用潛力的無(wú)鉛壓電陶瓷體系，得到了研究者的廣泛關(guān)注。為提高KNN陶瓷的壓電性能，通常采取的手段是在室溫附近構(gòu)建出鐵電相界，這其中研究得最為廣泛的是在室溫附近構(gòu)建正交-四方相界[3-10]。此外，將KNN陶瓷低溫下的三方-正交相變溫度調(diào)控到室溫附近也被認(rèn)為是提升其性能的一種方式[11-17]，不過(guò)這兩種方法得到的陶瓷體系其壓電性能與鉛基壓電陶瓷體系相比，仍然有較大差距。為了進(jìn)一步提高KNN陶瓷的電學(xué)性能，近年來(lái)有部分研究者提出在KNN陶瓷中構(gòu)建類似于Pb(Zr,Ti)O3體系的三方-四方準(zhǔn)同型相界的新思路，將正交-四方相變溫度和三方-正交相變溫度同時(shí)調(diào)控至室溫附近，成功的得到了一些高性能的KNN陶瓷體系，也為KNN陶瓷體系的改性研究提供了新方向[18-24]。

對(duì)于壓電陶瓷的應(yīng)用而言，居里溫度是非常重要的指標(biāo)，壓電性能的提升往往帶來(lái)居里溫度的下降，過(guò)低的居里溫度將大大限制壓電陶瓷的使用范圍。因此，如何在實(shí)現(xiàn)性能提升的同時(shí)維持住較高的居里溫度意義重大。

本文以上述“三方-四方準(zhǔn)同型相界構(gòu)建”新思路為出發(fā)點(diǎn)，在純KNN中添加Bi0.46Nd0.04(Na0.82K0.18)0.5ZrO3(簡(jiǎn)寫為BNNKZ)，Zr4+可以有效提升三方-正交相變溫度(TR-O)[18-22,24]，Bi3+與堿金屬離子Na+和K+搭配可以降低正交-四方相變溫度(TO-T)[18,20,24]，Nd3+也可以實(shí)現(xiàn)降低TO-T的目的[25]，如此設(shè)計(jì)構(gòu)建出的新型相界，獲得了壓電性能優(yōu)異且居里溫度較高的組分。

1　實(shí)　驗(yàn)

采用傳統(tǒng)固相法制備KNN-xBNNKZ(x=0, 0.02, 0.03, 0.04, 0.05, 0.06和0.07)陶瓷，過(guò)程如下。按照化學(xué)計(jì)量比依次稱取原材料Na2CO3(99.8%)、K2CO3(99%)、Nb2O5(99.5%)、Bi2O3(99%)、Nd2O3(99.9%)、ZrO2(99%)，以無(wú)水乙醇為球磨介質(zhì)，在球磨罐中球磨24h；取出烘干后，在850 ℃下預(yù)燒6h；將預(yù)燒好的粉料加入適量的PVA進(jìn)行造粒，將顆粒在10MPa下干壓成直徑為10mm，厚度為1mm的圓片；排膠后，在1 100～1 140 ℃下燒結(jié)3h得到陶瓷片；陶瓷片的上下兩面均被上銀電極，室溫下在硅油中施加3～4kV/mm的直流電壓極化20min，靜置24h后測(cè)其電學(xué)性能。

用X射線衍射儀(DX-2700，丹東浩元儀器有限公司)對(duì)陶瓷片進(jìn)行物相分析；用掃描電子顯微鏡(JSM-5900LV，日本JEOL公司)進(jìn)行表面形貌觀察；用準(zhǔn)靜態(tài)d33測(cè)量?jī)x(ZJ-3A，中國(guó)科學(xué)院聲學(xué)研究所)測(cè)定陶瓷樣品的壓電常數(shù)；以HP4294A(美國(guó)惠普公司)阻抗分析儀測(cè)試陶瓷樣品的機(jī)電耦合系數(shù)(kp)；用E4980ALCR測(cè)試儀(美國(guó)Agilent公司)測(cè)試樣品的介溫曲線；室溫下的介電性能通過(guò)Agilent4294A(美國(guó)Agilent公司)數(shù)字電橋測(cè)試樣品電容C和介電損耗tanδ來(lái)表征，其中εr通過(guò)C值換算求出；采用RadiantPrecisionWorkstation壓電工作站(美國(guó)Radiant公司)測(cè)試樣品的電滯回線。

2　結(jié)果分析與討論

圖1為KNN-xBNNKZ陶瓷在室溫下測(cè)得的衍射角2θ為20～60°的XRD圖譜。從中可以看出，所有組分的XRD圖樣均呈現(xiàn)出單一的鈣鈦礦結(jié)構(gòu)。為了進(jìn)一步觀察陶瓷在室溫下的相結(jié)構(gòu)，將衍射角為44～47°的圖譜放大，如右圖所示，通過(guò)45°附近衍射峰的劈裂情況初步判斷相結(jié)構(gòu)。當(dāng)x=0時(shí)，45°附近的衍射峰劈裂為左高右低的雙峰，說(shuō)明陶瓷在沒(méi)有加入BNNKZ時(shí)室溫下以正交相結(jié)構(gòu)為主導(dǎo)。隨著B(niǎo)NNKZ含量的增加，劈裂的衍射峰逐漸演變?yōu)樽蟮陀腋撸沾上嘟Y(jié)構(gòu)逐漸過(guò)渡為四方相為主的混合相結(jié)構(gòu)。當(dāng)BNNKZ含量達(dá)到0.07時(shí)，劈裂的衍射峰合并為一個(gè)單峰，此時(shí)陶瓷的相結(jié)構(gòu)可能為三方相或立方相，需要通過(guò)介溫曲線和鐵電性能綜合判斷其相結(jié)構(gòu)。

圖1　KNN-xBNNKZ陶瓷的XRD圖譜

Fig1XRDpatternsofKNN-xBNNKZceramicsinthe2θrangeof20-60°, 44-47°,respectively

圖2(a)為10kHz測(cè)試頻率下得到的室溫至500 ℃范圍內(nèi)KNN-xBNNKZ陶瓷的介電常數(shù)隨溫度變化的曲線?？傮w來(lái)看，陶瓷的居里溫度隨著B(niǎo)NNKZ的增加而逐漸下降；對(duì)于x=0.07的組分，其居里溫度依然維持在270 ℃以上，遠(yuǎn)高于室溫，結(jié)合XRD圖譜，說(shuō)明x=0.07時(shí)，陶瓷在室溫下為鐵電三方相結(jié)構(gòu)。當(dāng)x ≤0.06時(shí)，所有組分在所測(cè)溫度范圍內(nèi)均存在兩個(gè)介電反常峰，其中高溫區(qū)的介電反常峰對(duì)應(yīng)于居里溫度，低溫區(qū)的介電反常峰對(duì)應(yīng)鐵電相變，且隨組分的不同其形態(tài)有所變化。為了清楚地顯示低溫區(qū)介電反常峰的變化，特別做出了室溫到250 ℃的放大介溫譜，如圖2(b)所示。從圖2(b)中可以看出低溫區(qū)的介電反常峰隨BNNKZ的增加逐漸向室溫方向移動(dòng)。x≤0.04時(shí)，低溫區(qū)的介電反常峰表現(xiàn)為峰狀，對(duì)應(yīng)KNN的正交-四方鐵電相變溫度(TO-T)，當(dāng)x>0.04后，峰狀逐漸變?yōu)樘轄?。在一些已有的文獻(xiàn)報(bào)道中，用Zr4+取代KNN中B位的Nb5+后會(huì)帶來(lái)TR-O的逐漸上升，并導(dǎo)致鐵電相變處的介溫反常峰從峰狀轉(zhuǎn)變?yōu)樘轄頪18-19]，這與本文的演變規(guī)律是一致的。梯狀介電反常的出現(xiàn)說(shuō)明TR-O已被成功的調(diào)控到了室溫附近，因此，可以推斷出當(dāng)0.04

圖2KNN-xBNNKZ陶瓷在10kHz下測(cè)得的介溫曲線

Fig2Temperaturedependenceofthedielectricconstant(εr)ofKNN-xBNNKZceramicsmeasuredat10kHz

為了進(jìn)一步確認(rèn)陶瓷組分為0.04

圖3KNN-0.05BNNKZ陶瓷在100kHz下測(cè)得的低溫電容曲線

Fig3ThecapacitanceoftheKNN-0.05BNNKZceramicsfrom-150-220 ℃measuredat100kHz

圖4(a)-(c)為BNNKZ摻入量分別為0，0.05和0.07時(shí)陶瓷的表面形貌圖。純的KNN陶瓷晶粒呈現(xiàn)大、小晶粒兩種分布狀態(tài)，晶粒之間有明顯的空洞，致密性不高。隨著B(niǎo)NNKZ的摻入，微觀形貌發(fā)生顯著改變，對(duì)于x=0.05的組分，晶粒細(xì)化、均勻性提高，這都有利于陶瓷致密度的提高，并對(duì)陶瓷的電學(xué)性質(zhì)帶來(lái)積極影響。當(dāng)x=0.07時(shí)，陶瓷晶粒尺寸急劇下降，這可能是當(dāng)BNNKZ含量過(guò)多時(shí)，Bi3+、Nd3+和Zr4+不能完全進(jìn)入KNN晶格，多余的Bi3+、Nd3+和Zr4+只能在晶界處富集，這導(dǎo)致了陶瓷晶粒尺寸的快速下降。

圖4KNN-xBNNKZ陶瓷的SEM圖

Fig4TheSEMimagesofKNN-xBNNKZceramics

圖5(a)為KNN-xBNNKZ陶瓷在10Hz下測(cè)得的電滯回線。圖中所有樣品均呈現(xiàn)典型的電滯回線，這也進(jìn)一步證實(shí)了x=0.07的組分為三方鐵電相。圖5(b)為根據(jù)電滯回線得到的剩余極化強(qiáng)度(Pr)和矯頑場(chǎng)(EC)隨陶瓷組分變化的規(guī)律。從圖中看出，較之于未摻雜的KNN樣品，BNNKZ的添加顯著增強(qiáng)了樣品的剩余極化強(qiáng)度。根據(jù)我們前面對(duì)相結(jié)構(gòu)的分析，隨BNNKZ的添加，樣品的相結(jié)構(gòu)從O相過(guò)渡到O-T共存、再過(guò)渡到R-T共存，鐵電相共存態(tài)的形成對(duì)鐵電性能會(huì)帶來(lái)積極影響，這是因?yàn)橄嘟鐓^(qū)域內(nèi)自發(fā)極化數(shù)目增加，使得鐵電疇沿外電場(chǎng)方向的反轉(zhuǎn)變得更加容易。對(duì)于x=0.05的組分，其剩余極化強(qiáng)度為Pr=23.45μC/cm2。當(dāng)x=0.07時(shí)，該組分在室溫時(shí)為單一的鐵電三方相，鐵電性能大幅惡化。另外，較之純的KNN體系，隨著B(niǎo)NNKZ的加入陶瓷的EC有所提升，并隨組分不同而小幅振蕩。

圖5(a)KNN-xBNNKZ陶瓷的電滯回線；(b) Pr和EC隨組分的變化

Fig5 (a)TheP-Ehysteresisand(b)theremnantpolarizationPrandcoercivefieldEcofKNN-xBNNKZceramics

圖6為不同陶瓷組分在100kHz頻率下測(cè)得的室溫介電常數(shù)以及介電損耗。從室溫下的介電常數(shù)來(lái)看，R-T新型相界的形成能夠促進(jìn)陶瓷介電性能的提高。介電常數(shù)隨著B(niǎo)NNKZ加入總體呈現(xiàn)增大趨勢(shì)，在x=0.05處達(dá)到最大(εr=1205)。陶瓷的損耗是隨著B(niǎo)NNKZ的加入在5%左右振蕩，當(dāng)x=0.05時(shí)達(dá)到最低值(tanδ=3.8%)，這也與SEM的測(cè)試結(jié)果相對(duì)應(yīng)，即致密性的提高能有效降低陶瓷樣品的介電損耗。

圖6　KNN-xBNNKZ陶瓷室溫下的介電性能

Fig6TheroomtemperaturevaluesofεrandtanδofKNN-xBNNKZceramicsat100kHz

圖7(a)為KNN-xBNNKZ陶瓷的壓電常數(shù)(d33)和平面機(jī)電耦合系數(shù)(kp)與BNNKZ加入量的關(guān)系。從圖中可以看到，當(dāng)x=0時(shí)，由于陶瓷在室溫下處于正交相且致密性差，因而性能不佳，僅為85pC/N。隨著B(niǎo)NNKZ的摻入，TR-O和TO-T均向室溫移動(dòng)，其壓電常數(shù)也隨之增大。由于0.04

圖7(a)KNN-xBNNKZ陶瓷的壓電性能；(b)KNN-xBNNKZ陶瓷的d33、εrPr隨x的變化規(guī)律

Fig7 (a)piezoelectricpropertiesofKNN-xBNNKZceramics; (b)Thed33, εrPrvaluesofKNN-xBNNKZceramicsasafunctionofx

上述提到了KNN-xBNNKZ陶瓷體系具有較高的居里溫度，為了更好地了解該陶瓷體系的熱穩(wěn)定性，將性能最優(yōu)的x=0.05陶瓷組分(居里溫度為331 ℃)做了退極化處理。將極化好的陶瓷片在馬弗爐中以3 ℃/min的升溫速率從室溫升到目標(biāo)溫度，保溫30min后冷卻至室溫取出，測(cè)量其壓電性能。結(jié)果表明，其壓電系數(shù)d33隨退火溫度的上升而緩慢降低，當(dāng)退火溫度不高于300 ℃時(shí)，其d33都能保持在270pC/N以上(參見(jiàn)圖8)，說(shuō)明該材料具有較好的溫度穩(wěn)定性，其應(yīng)用溫度范圍較為寬廣。繼續(xù)提高退火溫度，由于溫度已接近陶瓷的居里溫度，壓電性能迅速降低。

圖8KNN-0.05BNNKZ陶瓷的壓電性能隨退火溫度的變化

Fig8PiezoelectricpropertiesoftheKNN-0.05BNNKZceramicsasafunctionofannealingtemperature

3　結(jié)　論

本文在純KNN中摻入BNNKZ，通過(guò)對(duì)BNNKZ摻入量的調(diào)控，成功地在此體系中構(gòu)建了室溫下R-T共存的新型相界，獲得了優(yōu)異的壓電性能。研究結(jié)果表明，BNNKZ的加入使KNN-xBNNKZ體系的相結(jié)構(gòu)發(fā)生了較大轉(zhuǎn)變，純KNN在室溫下的相結(jié)構(gòu)為正交相，隨著B(niǎo)NNKZ含量的增加，陶瓷逐漸過(guò)渡到三方-四方相，最終轉(zhuǎn)變?yōu)槿较唷．?dāng)0.04

[1]CrossE.Lead-freeatlast[J].Nature, 2004, 432: 24-25.

[2]R?delJ,JoW,SeifertKTP,etal.Perspectiveonthedevelopmentoflead-freepiezoceramics[J].JAmCeramSoc, 2009, 92(6): 1153-1177.

[3]ZangGZ,WangJF,ChenHC,etal.Perovskite(Na0.5K0.5)1-x(LiSb)xNb1-xO3piezoceramics[J].ApplPhysLett, 2006, 88(21): 212908.

[4]GuoY,KakimotoK,OhsatoH.Phasetransitionalbehaviorandpiezoelectricpropertiesof(Na0.5K0.5)NbO3-LiNbO3ceramics[J].ApplPhysLett, 2004, 85(18): 4121-4123.

[5]ParkHY,ChoKH,PaikDS,etal.Microstructureandpiezoelectricpropertiesoflead-free(1-x)(K0.5Na0.5)NbO3-xCaTiO3ceramics[J].JApplPhys, 2007, 102(12): 124101.

[6]GaoY,ZhangJL,QingYL,etal.Remarkablystrongpiezoelectricityoflead-free(K0.45Na0.55)0.98Li0.02(Nb0.77Ta0.18Sb0.05)O3ceramic[J].JAmCeramSoc, 2011, 94(9): 2968-2973.

[7]ZuoRZ,FuJandLvDY.Phasetransformationandtunablepiezoelectricpropertiesoflead-free(Na0.52K0.48-xLix)(Nb1-x-ySbyTax)O3system[J].JAmCeramSoc, 2009, 92(1): 283-285.

[8]FuJ,ZuoRZ,WangXH,etal.Phasetransitioncharacteristicsandpiezoelectricpropertiesofcompositionallyoptimizedalkalineniobatebasedceramics[J].JAlloysCompd, 2009, 486(1-2): 790-794.

[9]FuJ,ZuoRZ,WangXH,etal.PolymorphicphasetransitionandenhancedpiezoelectricpropertiesofLiTaO3-modified(Na0.52K0.48)(Nb0.93Sb0.07)O3lead-freeceramics[J].JPhysD:ApplPhys, 2009, 42(1): 012006.

[10]AkdoanEK,KermanK,AbazariM,etal.Originofhighpiezoelectricactivityinferroelectric(K0.44Na0.52Li0.04)(Nb0.84Ta0.1Sb0.06)O3ceramics[J].ApplPhysLett, 2008, 92(11): 112908.

[11]ZuoR,YeC,FangX.K0.5Na0.5NbO3-BiFeO3lead-freepiezoelectricceramics[J].JPhysChemSolids, 2008, 69(1): 230-235.

[12]WuWJ,XiaoDQ,WuJG,etal.Polymorphicphasetransition-inducedelectricalbehaviorofBiCoO3-modified(K0.48Na0.52)NbO3lead-freepiezoelectricceramics[J].JAlloysCompd, 2011, 509(29):L284-L288.

[13]ChenQ,PengZ,YueX,etal.EffectofSb5+onthepropertiesof(K0.5Na0.5)NbO3lead-freepiezoelectricceramics[J].Ferroelectrics, 2010, 404(1): 76-81.

[14]LinD,KwokKW,ChanHLW.Phasetransitionandelectricalpropertiesof(K0.5Na0.5)(Nb1-xTax)O3lead-freepiezoelectricceramics[J].ApplPhysA, 2008, 91(1): 167-171.

[15]LiangW,WuW,XiaoD,etal.EffectoftheadditionofCaZrO3andLiNbO3onthephasetransitionsandpiezoelectricpropertiesofK0.5Na0.5NbO3lead-freeceramics[J].JAmCeramSoc, 2011, 94(12): 4317-4322.

[16]ZhangBY,WangXP,ChengXJ,etal.Enhancedd33valuein(1-x)[(K0.50Na0.50)0.97Li0.03Nb0.97Sb0.03O3]-xBaZrO3lead-freeceramicswithanorthorhombic-rhombohedralphaseboundary[J].JAlloysCompd, 2013, 581(25): 446-451.

[17]ZuoRZ,YeC,FangXS.DielectricandpiezoelectricpropertiesofleadfreeNa0.5K0.5NbO3-BiScO3ceramics[J].JpnJApplPhys, 2007, 46(10A):6733-6736.

[18]WangZ,XiaoDQ,WuJG,etal.Newlead-free(1-x)(K0.5Na0.5)NbO3-x(Bi0.5Na0.5)ZrO3ceramicswithhighpiezoelectricity[J].JAmCeramSoc, 2014, 97(3): 688-690.

[19]LiangWF,WuWJ,XiaoDQ,etal.Constructionofnewmorphotropicphaseboundaryin0.94(K0.4-xNa0.6BaxNb1-xZrx)O3-0.06LiSbO3lead-freepiezoelectricceramics[J].JMaterSci, 2011, 46(21): 6871-6876.

[20]WangX,WuJ,XiaoD,etal.Giantpiezoelectricityinpotassium-sodiumniobatelead-freeceramics[J].JAmChemSoc, 2014, 136(7): 2905-2910.

[21]WangX,WuJ,XiaoD,etal.Newpotassium-sodiumniobateceramicswithagiantd33[J].ACSApplMaterInterfaces, 2014, 6(9): 6177-6180.

[22]ZhangBY,WuJG,ChengXJ,etal.Leadfreepiezoelectricsbasedonpotassium-sodiumniobatewithgiantd33[J].ACSApplMaterInterfaces, 2013, 5(16):7718-7725.

[23]ChengXJ,WuJG,WangXP,etal.Mediatingthecontradictionofd33andTcinpotassium-sodiumniobateleadfreepiezoceramics[J].ACSApplMaterInterfaces, 2013, 5(21):10409-10417.

[24]ChengXJ,WuJG,LouXJ,etal.Achievingbothgiantd33andhighTcinpotassium-sodiumniobateternarysystem[J].ACSApplMaterInterfaces, 2014, 6:750-756.

[25]BatheltR,SollerT,BenkertK,etal.NeodymiumdopingofKNNLT[J].JEurCeramSoc, 2012, 32:3767-3772.

Phasestructureandelectricalpropertiesof(1-x)K0.48Na0.52NbO3-xBi0.46Nd0.04(Na0.82K0.18)0.5ZrO3lead-freepiezoceramics

CHENBo1,MAJian1,ZHANGJun1,WUBo2,XIAODingquan2

(1.CollegeofElectrical&InformationEngineering,SouthwestUniversityforNationalities,Chengdu610041,China;2.CollegeofMaterialsScienceandEngineering,SichuanUniversity,Chengdu610064,China)

(1-x)K0.48Na0.52NbO3-xBi0.46Nd0.04(Na0.82K0.18)0.5ZrO3(KNN-xBNNKZ, x=0-0.07)leadfreepiezoelectricceramicswerepreparedbytheconventionalsolid-statetechnique,andtheeffectsoftheBi0.46Nd0.04(Na0.82K0.18)0.5ZrO3contentonthephasestructureandelectricalpropertiesofKNN-basedceramicswereinvestigatedindetail.ItwasfoundthattheadditionofBNNKZcansimultaneouslyshifttheTO-TandTR-OtoroomtemperatureandfinallyconstructtheR-Tphasecoexistencenearroomtemperaturewiththecompositionsof0.04

lead-freepiezoelectricceramics;potassium-sodiumniobate(KNN);phaseboundaryconstruction;electricproperties

1001-9731(2016)08-08169-05

西南民族大學(xué)中央高?；究蒲袠I(yè)務(wù)費(fèi)專項(xiàng)資金資助項(xiàng)目(2014NZYQN11)

2016-03-10

2016-06-18 通訊作者：馬健，E-mail:majian33@hotmail.com

陳波(1989-)，男，湖北松滋人，在讀碩士，師承馬健副教授，從事功能材料研究。

TM221

ADOI:10.3969/j.issn.1001-9731.2016.08.029